JPS5937330B2 - 連続鋳造法の適用による一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は連続鋳造法を適用して、磁気特性のすぐれた一
方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。

一方向性電磁鋼板としての重要な磁気特性は、磁化特性
（磁場の強さと磁束密度との関係）と鉄損特性（磁束密
度と鉄損の関係）が良好であること、即ち、磁化特性と
しての磁束密度（Ｂ、Ｏの値で一般に代表される）が高
く、鉄損（Ｗ１７１５０の値で一般に代表される）が低
いことが要求されている。

鉄損の減少に対しては、含有成分、結晶粒度、不純物元
素、介在物、残留応力などが影響するが、磁化特性即ち
Ｂｌｏを向上させることによつて鉄損の低下が図られる
ことは周知の事実である。

とくにＢｌｏの高い鋼板は高磁束密度領域での鉄損が極
めて追好である。従つて、磁化特性の向上を計ることは
鉄損の低下に有効のみならず、使用鉄心重量の減少に効
果があり、トランス等電気機器の小型化を可能にするも
のである。

さて、近年連続鋳造法の工業化が積極的に進められてお
り、現在まで広く採用されていた普通造塊法による鋼の
生産から連続鋳造方法による鋼の生産へと切換りつつあ
ることは周知のとおりである。

連続鋳造法の利点は、いまさら記述するまでもないが、
製造工程の短縮化によつてもたらされる歩留向上、省力
化等の生産性の向上の他、スラブ長手方向における化学
成分の均一化によるスラブ間の化学成分の均一化等、技
術的利点も認められている。

従つて、一方向性電磁鋼板の製造においても連続鋳造法
の適用により、スラブ長手方向の磁気特性の変動を減少
させ、成品コイル全長にわたつて安定した品質特性が得
られると共に、高い対溶鋼成品歩留が得られる等、技術
的、経済的な利点が得られている。

連続鋳造法を適用して工業的に一方向性電磁鋼板を製造
する場合には上記の如き利点がある反面、（１）熱延に
おけるスラブ加熱の工程で高温における結晶粒の異常成
長が起こり、最終成品において線状混粒が発生しやすく
なる、（２）連続鋳造したスラブには中心偏析が存在し
、熱延におけるＭｎＳ等のインヒビターのコントロール
を難しくする、（３）最終成品において「ブリスタ一」
と称する鋼板表面欠陥が発生しやすくなる、等の欠点を
有している。

一方向性電磁鋼板を工業的に連続鋳造法を適用して製造
するに際しての上記欠点を解決するため、出願人は既に
下記の種々の技術的手段を提示した。

即ち、連続鋳造材において、すぐれた磁気特性を得る方
法として、特開昭４８−６１３１９号、特公昭５０−３
２０５９号、表面欠陥を防止する方法として、特公昭４
９−４２２０８号、４９−４２２１１号等を提供した。
本発明は更に一歩進んで、連続鋳造で製造した直後の高
温スラブを直接熱延加熱炉に装入することにより一段と
成品磁気特性の安定化及び向上を図るものである。

本発明者らは熱延加熱炉に装入するときの連鋳スラブの
温度と熱延板の組織を詳細に調査したところ、この両者
の間には密接な関係があることが判つた。

そして熱延板の組織が改善された場合には、最終成品の
磁気等性が著しく安定するものである。更に方向性電磁
鋼板スラブを連続鋳造方法で製造する場合、スラブの徐
冷過程で、ＭｎＳ，ＡｌＮ、その他の従来方向性電磁鋼
板でインヒビターとして使われる析出物の凝集現象を促
進させることが判つた。

特に後述する如く、ＭｎＳが９００℃（中心）以下の温
度での徐冷で、著しく凝集が促進することを実験的に確
認している。このことは、連鋳鋳片の割れを防止するた
めに積極的に徐冷すると、より顕著になる。しかも凝集
現象は、鋳片の中心偏析で特に顕しく、熱延加熱炉内で
の固溶を困難なものとさせている。一方向性電磁鋼板の
製造において、磁気特性ＢｌＯを安定させるためには、
熱延加熱炉内で、ＭｎＳ等を完全に固溶させる必要があ
る。上述したようにＭｎＳの凝集が促進してスラブ鋳片
内で大きな析出物になつてしまうと、熱延で高温長時間
加熱を要するようになる。他方、一方向性電磁鋼板の連
続鋳造スラブを高温長時間加熱をすると、加熱炉内のス
ラブで結晶粒の異常成長を起こし、最終成品において、
線状混粒による磁性異常を招くことは周知の事実である
。従つて、一方向性電磁鋼板の連続鋳造による製造の場
合、熱延加熱条件の範囲が狭く、工業的規模の加熱炉で
は、その条件を完全に満たすことは困難であつた。本発
明は以上の如き知見に基き、一方向性電磁鋼板を連続鋳
造方法を適用して製造する場合、連続鋳造後徐冷して冷
片としないで、高温のまま特定温度で熱延加熱炉に直接
装入することにより、第１に熱延板の組織の改善を図り
、最終成品の磁気特性の更に高位安定化を図り、第２に
スラブにおけるＭｎＳ等の凝集を防止し、加熱炉内にお
ける固溶を促進させ、熱延加熱条件の許容範囲を拡大さ
せることを目的としたものである。

本発明は、連続鋳造方法によりＳｉ２．Ｏ〜４．０％、
ＣＯ．Ｏｌ５〜０．０７（ｆｌ）、ＭｎＯ．Ｏ３〜０．
１０％、ＳＯ．ＯｌＯ〜０．０３０％を含有する一方向
性電磁鋼板スラブを製造し、このスラブを１２５０〜１
４００℃の温度に加熱熱延後、通常の１回冷延工程又は
２回冷延工程で処理する場合に、連続鋳造したままのス
ラブの中心温度が１２００〜６００℃、特に１２００〜
９００℃にある間に直接加熱炉に装入し、上記記載の工
程で加熱して熱間圧延し、通常の１回冷延工程あるいは
２回冷延工程で処理するこ２とにより、一方向性電磁鋼
板を製造する方法に関するものである。

先づ、熱延板組織の改善について述べる。

同一Ｃ量、同一チヤージの連続鋳造された一方向性電磁
鋼スラブを従来法によりスラブ割れを発生しないように
徐冷して冷片とした後、熱延加熱炉に装入し、熱延した
熱延板の組織を第１図に、冷片としないでスラブ中心温
度７００℃で直接加熱炉に装入して加熱し熱延した熱延
板の組織を第２図に示す。第１図の場合、熱延板中心部
に巨大延伸粒が観察される。

このような巨大延伸粒ば、連続鋳造により製造された一
方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる要因の１つとな
つている。ところが第２図は、熱延板中心部におけるこ
のような巨大延伸粒は消滅しており、板厚全体にわたつ
て均質化されている。更に第１図と第２図の熱延板の集
合組織をＸ線反射面強度の手法を用いて調べた所、第３
図の如くであつた．第１図と第２図の熱延板組織と対応
して熱延板集合組織の変化が認められる。即ち、第１図
に相当する３ａに比べて、第２図に相当する３ｂの方が
、１１０面の発生領域が広がり、板厚中心部の１００面
強度に対する１１１，２１１面強度の割合が増加してい
る。この実験例は本発明の代表例ではあるが、熱延板組
織の改善がどの温度域までもたらされるか幾多の実験を
行なつた結果、スラブの中心温度が６００℃を下らない
間に熱延加熱炉に装入すれば、熱延板組織の改善がもた
らされることが判つた。

つまり、スラブの中心温度が６００℃よりも５降下して
から熱延加熱炉に装入しても最早やその効果は得難いも
のである。次に本発明者等は、方向性電磁鋼板の工場現
場で連続鋳造されたスラブより試料を切出し、ＭｎＳの
溶体化、析出、凝集現象に関する詳細な研究を行なつた
。

その結果、例えばＣＯ．Ｏ４５（：ｆｌ）、Ｓｉ３．ｌ
ＯＯｌ）、ＭｎＯ．Ｏ６ＯＯｔ）、ＳＯ．Ｏ２Ｏ％の試
料で第４図に示す如く、従来から行われていた昇温過程
に比べて降温過程のＭｎＳの析出挙動は著しく異なり、
前者に比べて後者の析出の最も早い温度が２００〜２５
０℃、低目にずれていることが判明した。この解明にも
とづき更に上記試料で、溶体化後の降温過程におけるＭ
ｎＳの凝集状態を調査した。

上記試料で１３００℃×１ｈｒ溶体化処理後、中心温度
１２００〜８００℃の各温度において３０分の熱処理を
行ない、その後急冷した試料のＭｎＳ抽出しプリカ法に
より電子顕微鏡観察した結果を第５図に示す。この結果
により、１０００℃×３０分の熱処理ではＭｎＳの凝集
は進行しておらず、中心温度９００℃まではＭｎＳの凝
集は進行せず、それ以下の温度になると、急激にＭｎＳ
の凝集が進行することが判明した。従つて、一方向性電
磁鋼スラブを連続鋳造後、中心温度９００℃以上に保つ
たまま、直接熱延加熱炉に装入することにより、既に述
べた熱延板組織の改善と同時にスラブ内のＭｎＳの凝集
現象が押えられ、熱延加熱炉内でのＭｎＳの固溶を容易
にし、熱延加熱条件の許容範囲を拡げ、最終成品の磁気
特性が著しく向上する。なお、連続鋳造後のスラブを熱
延加熱炉に装入するときのスラブ中心温度の上限値を１
２００℃に限定した理由は、現在の連鋳機又はそれと熱
延とのレイアウトでは、かかる高温で熱延まで運搬する
のが困難なことと、又将来スラブ中心温度が１２００℃
以上を確保できれば、加熱炉で再加熱する必要がなく、
直接熱延も可能となるためである。次に本発明で規制す
る成分範囲の限定理由を述べる。

先づ、Ｓｉ含有量は通常の一方向性電磁鋼板に含まれて
いる程度のもので、２０１）未満では鉄損が増加し、一
方４％を超えると鋼が脆化して冷間圧延が困難となる。

故にＳｉ含有量は２．０〜４．０％に規制した。次にＣ
含有量については、０．０１５％未満では熱間圧延工程
の加熱炉での加熱によりスラブの結晶粒が粗大化し、最
終成品の磁気特性の劣化をもたらす。

一方０．０７％より多くなると、後工程で脱炭に要する
時間が長く、不経済であり、磁気特性の劣化も招く。故
にＣ含有量は０．０１５〜０．０７％に規制した。更に
、本発明は一方向性電磁鋼板を対象としており、二次再
結晶のための析出分散相として使用する不純物牽適当量
含有させる必要がある。

このための不純物としてＭｎＯ．Ｏ３〜０．１０％、Ｓ
Ｏ．ＯｌＯ〜０．０３０％、ＡｌＯ．Ｏｌ％以上、ＮＯ
．ＯＯ４％以上、ＳｅＯ．Ｏ２％以上、ＳｂＯ．Ｏ２％
以上を適宜と組み合せることにより、析出分散相として
使用するものである。Ｍｎ及びＳが上記範囲の下限以下
では、二次再結晶のための析出分散相としてのＭｎＳの
絶対量が不足し、一方Ｍｎ及びＳ量が上記範囲の上限以
上では形成するＭｎＳのサイズが巨大化し、本発明で規
制する鋳片加熱温度範囲で十分固溶せず、従つて熱延に
際して、析出するＭｎＳの分散形態、サイズは不適切、
かつ不均一分散となるため、この析出分散相を利用して
も二次再結晶の発達は十分行われ難い。従つてＭｎＯ．
Ｏ３〜０．１０％、ＳＯ．ＯｌＯ〜０．０３０％に規制
した。なお、所望によりＮｉ，Ｐ，Ｃｕ，の単味又は複
合添加することができる。

次にスラブ加熱温度を１２５０〜１４００℃に限定した
理由を述べる。

一方向性電磁鋼板のスラブ加熱温度は、下限が析出分散
相の固溶に必要な温度から、又上限は、連続鋳造スラブ
の異常粒成長しない温度から決る。

本発明で規制したＭｎ，Ｓの範囲であれば、ＭｎＳを固
溶させるためには１２５０℃以上の温度が必要である。
一方、連続鋳造スラブの異常粒成長を防止するためには
、スラブ加熱温度は低い方が好ましく、連続鋳造スラブ
の異常粒成長は、成分的にはＣと関係してくるが、本発
明で規制したＣの高い領域でも１４００℃が上限である
．従つて熱延のスラブ加熱温度は１２５０〜１４００℃
とした。本発明は、連続鋳造法によりＳｉ２．Ｏ〜 ４
．０％、ＣＯ．Ｏｌ５〜０．０７％、ＭｎＯ．Ｏ３〜
０．１０％、ＳＯ．ＯｌＯ−０．０３０％その他所要の
成分を含有する一方向性電磁鋼板用スラブを製造し、こ
のスラブをスラブの中心温度が１２００℃から６００℃
、好ましくは９００℃以上にある間に直接熱延加熱炉に
装入し、１２５０〜１４００℃の温度に加熱。

熱延して熱延板を製造する。この熱延板を通常のホツト
コイル焼鈍１回冷延工程又は中間焼鈍を含む２回冷延工
程で最終成品板厚に圧延し、通常の脱炭焼鈍．高温焼鈍
を行い、最終的にフラツトニング及びコーテイングを行
ない一方向性電磁鋼板の成品を製造するものである．以
下にその実施例の結果を示す。

実施例 １ 転炉で溶製し、真空脱ガス装置で脱ガス及び成分微調整
を行なつたＣＯ．Ｏ４４％、Ｓｉ３．ｌ７％、ＭｎＯ．
Ｏ６５％、ＳＯ．Ｏ２ｌチ、酸可溶ＡｌＯ．ＯＯ３チ、
ＮＯ．ＯＯ３７％の鍋下成分の溶鋼を連続鋳造し、鋳造
完丁後２スラブを熱延加熱炉に直送し、鋳造後５０分後
に、スラブ中心温度７００℃の状態で加熱炉に装入し、
１３５０℃で加熱し、第１スラブは加熱炉在炉時間１１
０分で、第２スラブは加熱炉在炉時間１５０分で抽出し
、通常の一方向性電磁鋼板の熱延条件で板厚２．３一の
ホツトコイルを製造した。

他のスラブは割れが発生しないように徐冷して冷片とし
、常温まで冷却した後加熱炉に装入し、１３５０℃で加
熱し、在炉時間２００分で抽出し、通常の一方向性電磁
鋼板の熱延条件で熱延し、板厚２．３−のホツトコイル
を製造した。これらのホツトコイルを８５０℃で３分間
の中間焼鈍をはさむ２回冷延法で、０．３０−の最終成
品板厚とし、次いで８４０℃×３分間湿水素雰囲気中で
脱炭し、最後に１１７０℃×２０ｈｒＨ２中で仕上焼鈍
を行なつた。

この時の最終成品の圧延方向における磁気特性は、第１
表の通りである。鋳片遥１と▲２は従来法の比較材に比
べて、熱延板の組織が改善され、最終成品の磁気特性が
良く、かつコイル全長にわたつての磁気特性のバラツキ
が減少した．実施例 ２ 転炉で溶製し、真空脱ガス装置で脱ガス及び成分微調整
を行なつたＣＯ．Ｏ５Ｏ９ｌｌ，．Ｓｉ３．ｌ５％、Ｍ
ｎＯ．Ｏ５Ｏ％、ＳＯ．Ｏ２Ｏ％、酸可溶ＡｌＯ．ＯＯ
２％、ＮＯ．ＯＯ３５％の鍋下成分の溶鋼を連続鋳造し
、鋳造完了後スラブ中心温度を６００℃，７００℃，８
００℃，９００℃，１０００℃の状態で、各々１スラブ
づつ直接熱延加熱炉に装入し、１３５０℃で加熱し、ス
ラブ中心温度が１３００℃以上６０分の条件で抽出し、
熱延して、２．３ｎのホツトコイルを製造した。

他のスラブは連続鋳造後、スラブが割れないように徐冷
して、冷片とした後、加熱炉に装入し、１３５０℃で加
熱し、スラブ中心温度が１３００℃以上６０分の条件で
抽出し、熱延して、２．２ｍのホツトコイルを製造した
。これらのホツトコイルを８５０℃で３分間の中間焼鈍
を含む２回冷延法で０．３０Ｔｆｔ：ＩｆＬの最終成品
板厚とし、次いで８４０℃×３分間の湿水素雰囲気中で
脱炭し、最後に１１７０℃×２０ｈｒ（７）Ｈ２中で仕
上焼鈍を行ない成品とした。スラブ中心温度６００℃以
上で熱延加熱炉に装入したスラブは、第２図に相当する
熱延板組織が得られ磁気特性ＢｌＯは、スラブ中心温度
６００℃のコイルで１８６０Ｔ，７００℃のコイルで１
８５５Ｔ１８００℃のコイルで１８６０Ｔ１９００℃の
コイルで１８８０Ｔ１１０００℃のコイルで１８８５Ｔ
が得られ、従来法の比較材の平均値１８４０に比べて著
しい磁気特性の向上が得られた。特に９００℃以上で加
熱炉に装入したコイルの磁気特性の向上が顕著である。
実施例 ３ 転炉で溶製し、真空脱ガス装置で脱ガス及び成分の微調
整を行つたＣＯ．Ｏ４５（ｆｌ）、Ｓｉ２．８３（Ｉ）
、ＭｎＯ．Ｏ８７％、ＳＯ．Ｏ２ｌ％酸可溶ＡｌＯ．Ｏ
２５％、ＮＯ．ＯＯ６ｌ％の鍋下成分の溶鋼を連続鋳造
し、鋳造完了後３スラブをスラブ中心温度８００℃で直
接加熱炉に装入し、１３６０℃で加熱し、熱延して厚さ
２．３１１のホツトコイルを製造した。

他のスラブは鋳片が割れない様に徐冷して冷片とした後
、加熱炉に装入し、同様の条件で加熱し、熱延して厚さ
２．３ｍ７？！のホツトコイルを製造した．これらのホ
ツトコイルを１１５０℃Ｘ２分のホツトコイル焼鈍を行
い、冷間圧延で０．３０ＴＷＬ成品厚に１回冷延で仕上
げ、８４０℃×３分の湿水素雰囲気で脱炭し、最後に１
２００Ｘ２０時間のＨ２中で仕上焼鈍を行い成品とした
。その最終成品の特性はであつた。

以上詳述した如く本発明により連続鋳造後の一方向性電
磁鋼スラブを中心温度が１２００℃から６００℃、好ま
しくは１２００℃から９００℃の温度にある間にスラブ
加熱炉で所定の高温度で加熱し、以降所定の工程で処理
することにより、単に省エネ効果のみでなく一方向性電
磁鋼板の磁性の向上、並びに安定化という予期せぬ効果
が得られるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は一方向性電磁鋼連鋳スラブを従来法によつて熱
延した場合の熱延板組織を示す写真。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 連続鋳造法によりＳｉ２．０〜４．０％、Ｃ０．０
   １５〜０．０７％、Ｍｎ０．０３〜０．１０％、Ｓ０．
   ０１０〜０．０３０％を含有する一方向性電磁鋼板用ス
   ラブを製造し、このスラブを１２５０〜１４００℃の温
   度に加熱熱延後、通常の１回冷延工程又は２回冷延工程
   で処理する一方向性電磁鋼板の製造方法において、上記
   連続鋳造したままのスラブの中心温度が１２０００℃か
   ら６００℃にある間に直接上記１２５０〜１４００℃の
   温度でスラブ加熱することを特徴とする連続鋳造法の適
   用による一方向性電磁鋼板の製造方法。 ２ 特許請求の範囲第１項の連続鋳造法の適用による一
   方向性電磁鋼板の製造方法において、更に析出分散相と
   して使用するためＡｌ０．０１％以上、Ｎ０．００４％
   以上、Ｓｅ０．０２％以上、Ｓｂ０．０２％以上の１種
   又は２種以上を含有する一方向性電磁鋼板用スラブを用
   いる方法。 ３ 特許請求の範囲第１項の連続鋳造法の適用による一
   方向性電磁鋼板の製造方法において、連続鋳造したまま
   のスラブの中心温度が１２００℃から９００℃にある間
   にスラブ加熱する方法。